Croissance par épitaxie en phase liquide et caractérisation d'alliages Ga1-xIoxAsySb1-y à paramètre de maille accordé sur celui de GaSb

HAL Id: jpa-00245695

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Submitted on 1 Jan 1987

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Croissance par épitaxie en phase liquide et

caractérisation d’alliages Ga1-xIoxAsySb1-y à paramètre

de maille accordé sur celui de GaSb

F. Karouta, H. Mani, J. Bhan, Fan Jia Hua, A. Joullié

To cite this version:

Croissance

_par

_épitaxie

en

phase

liquide

et

caractérisation

d’alliages

Ga1-xIoxAsySb1-y

à

_paramètre

de maille accordé

sur

celui de

GaSb

F.

_Karouta,

H.

Mani,

J.

Bhan,

Fan Jia Hua et A. Joullie

Equipe

de

_{Microoptoélectronique}

de

_Montpellier

_(EM2)

_{UA CNRS 392,}

Université des Sciences et

Techniques

du

_Languedoc,

34060

_{Montpellier Cedex,}

France

(Reçu

le 2

_février

1987,

révisé le 10

_juillet

_{1987, accepté}

le 10

_juillet

₁₉₈₇₎

Résumé. 2014

La solution solide

_{Ga1-xInxAsySb1-y}

a été cristallisée par la

technique d’épitaxie

en

_{phase liquide}

sur substrat GaSb orienté

₍₁₀₀₎

et

_(111)B

_{dans la gamme de}

_{composition x ~}

_0,22

_{(y ~ 0,20).}

Les conditions

expérimentales

de croissance de couches accordées à mieux que

10-3

sont

_fournies,

et

_comparées

à des

prévisions

théoriques

basées sur le modèle DLPOC de calcul du

_{diagramme d’équilibre}

des

_phases.

Il est

montré que la limitation à x =

0,22

provient

de l’existence d’une lacune de miscibilité de la

phase

solide,

aucune croissance EPL à l’intérieur de cette lacune

_n’ayant

_pu se réaliser. Les couches de

_{Ga1-xInxAsySb1-y}

accordées sur GaSb sont uniformes et à surface lisse et brillante

_{(cas (100)), légèrement}

ondulée et brillante

(cas (111B):

Leur taux de dislocations

_(EPD)

est environ 5 x

104

cm-2,

le

_dopage

résiduel est élevé p ~ 1 x

1017 cm-3.

L’évolution avec la

_composition

de

_l’énergie

de transition de bande interdite

_E0

et de la

séparation spin-orbite

03940

des couches accordées a été déterminée à

_partir

de mesures d’électroréflexion à

300 K et à 77 K. Par suite des limitations

_imposées

_{par la lacune de}

_{miscibilité,}

les

_applications

de

_l’alliage

Ga1-xInxAsySb1-y

sont réservées, à 300 K, aux domaines de

_longueurs

d’onde

_1,7-2,4

03BCm et

_4,3-4,5

03BCm, et à 77 K aux domaines

1,55-2,06

03BCm et

3,5-3,6

03BCm.

Abstract. 2014 The

Ga1-xInxAsySb1-y

solid solution was _grown

_{by liquid phase epitaxy}

on GaSb substrate oriented

₍₁₀₀₎

and

_(111)B,

in the

_composition

_range x ~ 0.22

(y ~

_{0.20 ).}

The

_experimental

conditions of

_layer

growth

with a lattice-mismatch less than

10-3

are

_given,

and

_compared

with the DLPOC model of

_phase

diagram

calculation. It is shown that the limitation x 0.22 arises from the existence of a

_miscibility

_{gap of the}

solid

_phase,

no LPE

_growth

could be

_performed

inside this

_miscibility

_{gap. The GaSb-lattice-matched}

Ga1-xInxAsySb1-y

epilayers

are uniform with a smooth and

_shiny

₍₁₀₀₎

_surface,

and a

_{slightly rippled}

and

_shiny

(111)B

surface.

They

show EPD ~ 5 x

104

cm-2

and

_high

residual

_{doping (NA - ND) ~ 1}

x

1017 cm-3.

The

variations with x of the energy gap

E0

and the

_spin

orbit

_splitting

₀₃₉₄₀

of the lattice-matched

_{Ga1-xInxAsySb1-y}

layers

were determined

_by

the electroreflectance

method,

at 300 K and 77 K. Due to

_miscibility

_{gap, useful}

wavelengths

at 300 K are _{in the range : 1.7-2.4 03BCm} and 4.3-4.5 03BCm and at 77 K : 1.55-2.06 and 3.5-3.6 03BCm.

Classification

Physics

Abstracts 68.55 -

71.25

1. Introduction.

La solution solide

_{Ga1-xInxAsySb1-y}

offre la

possibi-lité de réaliser des

_{dispositifs optoélectroniques}

dans le moyen

infrarouge,

tels _que sources et détecteurs de lumière

_opérant

à

_plus

de 2 03BCm

[1].

Cet

alliage

a

été

_épitaxé

sur substrat GaSb ou InAs par

_épitaxie

en

_phase

_{liquide (EPL) [2-11],}

_par

_épitaxie

_par

_jets

moléculaires

_{(EJM) [12, 13]}

ainsi _{que par}

_épitaxie

en

phase

vapeur à

partir

d’organométalliques

;

(EPVOM) [14].

Comme la

_plupart

des solutions solides de

_{types III-V,}

ce

_quaternaire

_présente

une

importante

lacune de miscibilité de la

_phase

solide

[3, 15].

Au cours d’un

_précédent

travail

_[16],

nous avons

montré _que la

_qualité

des couches de

_Ga1-x

In,,AsySb 1 -y

épitaxiées

en

_phase

_liquide

sur substrat

Gasb(lll)B

était fortement liée au désaccord

para-métrique

0394a/a = (acouche -

asubstrat)/asubstrat

où acouche

est le

_paramètre

de réseau de la couche relaxée. La

qualité optimale

est obtenue _{pour les couches}

faible-ment et

_positivement

désaccordées à

_température

ambiante. La valeur de ce désaccord est de l’ordre de

_quelque

10- 4

à 1 x 10-

3,

selon

la

composition

de

l’alliage

et la sursaturation initiale en

_température

utilisée.

Dans cet

_article,

nous décrivons les conditions de

croissance _{par EPL de} couches de

_Ga1-x

In,,AsySb 1 -y

à

_paramètre

de maille accordé sur celui du substrat de GaSb

_(6,0954

Â

à 300

_K),

orienté

1460

(100)

et

_(111)B.

Nous définissons comme accordées des couches

_épitaxiées

_possédant

un désaccord

para-métrique

inférieur ou

_égal

à 1 x

10-3.

Pour ce

_type

de

_couche,

on a la

_{relation y -}

0,9

x. Nous

_indiquons

ensuite

_{quelques propriétés caractéristiques}

de ce

type

d’hétérostructures accordées : limitations en

composition, morphologie,

spectres

de

_diffraction,

énergie

de transition de bande

_interdite,

_dopage

résiduel.

2. Conditions

_{d’épitaxie}

de couches à

_paramètre

de maille accordé.

La croissance EPL du

_{GaI - xInxAsySb1 - y}

a été

réalisée en

_atmosphère

_{d’hydrogène}

_purifié

sur

subs-trat d’antimoniure de

_gallium

orienté

₍₁₀₀₎

et

(111)B.

Ces

_substrats,

_{de provenance}

_MCP,

sont de

type

n _par

_dopage

au

_Tellure,

et

_présentent

une

densité de défauts -

etch-pits

- de l’ordre de 5 x

104

cm-

2.

Le

_dispositif

de croissance est de

_type

conventionnel à tiroir de

_graphite.

La

_température

_liquidus

_Teq

de la solution

_liquide

a _{été mesurée à mieux que 1} °C

_près

_par observation directe de la surface du bain à travers un four

transparent

utilisé par la suite pour la croissance

Fig. 1.

-

Températures

liquidus

en fonction de la teneur

en arsenic de la solution

_liquide.

Le saut de

_température

enregistrée

pour

XLAs

= 1,5 x

10-3 correspond

à la

trans-formation

_{péritectique.}

[Liquidus

temperature as a function of the arsenic content

of the

_{liquid phase.}

The sudden increase in

_temperature

at

XLAs

= 1.5 _x

10-3 corresponds

_to the

peritectic

reaction.]

épitaxique.

Celle-ci se réalise avec une vitesse de

refroidissement en

_température

de 1 °C _par

_minute,

à

_partir

d’une

_température

_To.

Une sursaturation

initiale en

_{température A TO}

=

Teq -

To

est nécessaire

pour initier la croissance sans _{provoquer la}

dissolu-tion du substrat. Nous avons utilisé des valeurs de

ATO

de 6 à 8 °C _{pour la}

_plupart

de nos

_épitaxies.

Les conditions de croissance de couches

Ga1-xInxAsySb1-y

à

_paramètre

de maille accordé sur celui du GaSb ont été déterminées en faisant

varier la concentration en arsenic

_XLAs

de la solution

liquide,

pour des bains de concentration constante

en indium et en antimoine. Les variations de la

température

liquidus

de ces bains avec

XLAs

sont

reportées

figure

1.

_Après

mesure de la

_température

liquidus

de

_chaque

_bain,

_{l’épitaxie}

de la couche

quaternaire

est effectuée.

Le désaccord

_{paramétrique}

_Da/a

de la couche

épitaxiée

a _{été mesuré par}

_simple

diffraction de rayon

X,

et

_pour

les couches faiblement

désaccor-dées,

par la

technique

de double diffraction de rayons X

[17].

La

figure

2

_indique

comment ce

désaccord évolue en fonction de

XÃs,

_pour une série

de bains à

_compositions

différentes en indium et

antimoine.

Fig. 2.

-

Désaccord

_{paramétrique}

relatif de couches

Ga1-xInxAsySb1-y

épitaxiées

en

_phase

_liquide

sur

subs-trat GaSb orienté

_(111)B

et

₍₁₀₀₎

à

_partir

de bains

_liquides

de concentration constante en indium et

_antimoine,

en

fonction de

_xis.

[Relative

lattice-mismatch of

_{GaI - xInxAsySb1 - y}

LPE

layers epitaxied

on GaSb oriented

_(lll)B

and

₍₁₀₀₎

from the melts

_having

constant indium and

_antimony

concen-trations, with different

_xis.]

maîtrise du

_parfait

accord

_.(âa/a

=

0).

Une erreur

de

_pesée

de 10 ktg, par

exemple,

provoque une

erreur de concentration en arsenic

âXXs -

2 x

10- 6.

Des substrats de GaSb orientés

₍₁₀₀₎

et

_(111)B

ont été utilisés pour les croissances de couches à

partir

de bains riches en indium :

XLIn

=

0,60.

On constate _{que le} désaccord

_{paramétrique}

des

couches

_épitaxiées

sur substrat

(111)B

est

plus

important

que celui relatif à des couches

épitaxiées

dans les mêmes conditions sur substrat

(100).

La

quantité

d’arsenic

à introduire dans la solution

liquide

pour obtenir l’accord du

paramètre

de maille est

_légèrement

_plus

_grande

avec l’orientation

(111)B.

L’analyse

à la microsonde

_{électronique}

de

_Castaing

de la

_composition

de ces couches montre _que c’est avant tout la concentration en arsenic de la

_phase

solide

_qui

est _{affectée par} l’orientation de croissance. Le coefficient de

_{ségrégation}

de l’As est nettement

plus

élevé que celui des autres

_éléments.

On retrouve

un résultat

déjà

constaté avec le

_système

GaInAsP/InP

où c’est l’élément

_{qui possède}

le

coefficient de

_{ségrégation}

le

_plus

élevé

_qui

est

sensible à la nature de l’orientation de croissance. La valeur de la sursaturation initiale en

tempéra-ture

_{â To}

influe

_également

sur le désaccord

paramé-trique.

Pour mettre en évidence l’influence

de

ATo,

nous avons réalisé une série de croissances

épitaxiques

à

_partir

de bains de

composition

XLIn

=

0,609 ;

Xsb

=

0,21 ;

XLAs

=

8,5

_x

10-4.

Les

dépôts

de

_{Ga1-xInxAsySb1-y}

obtenus

_(x

=

0,23)

sont désaccordés

_{positivement.}

Le fait

_{d’épitaxier}

des couches

_positivement

désaccordées autorise des croissances avec de faibles sursaturations

initiales,

sans _provoquer de dissolution

gênante

du substrat de

GaSb. La

_figure

3

_précise

l’évolution de

_Aala

en

fonction de

_ATo.

On

constate que le désaccord

paramétrique

croît

régulièrement

avec la sursaturation en

_{température.}

Ce résultat est

_classique

en EPL où le coefficient de

ségrégation

des constituants de la

_phase

solide est en

général

fonction

de la

_température

de croissance ainsi _que de la

_cinétique

de

croissance,

laquelle

croît

avec A7o.

Une évaluation

_théorique

des conditions de

crois-sance de couches à

_paramètre

de maille constant

peut

être effectuée à

_partir

du

_diagramme

_{d’équilibre}

du

_système

_quaternaire

Ga-In-As-Sb. L’utilisation

du modèle des solutions

_simples,

courante _{pour les}

systèmes

III-V,

ne

_permet

une

_description

convena-ble du

_diagramme

_{d’équilibre}

GaInAsSb _que dans

un étroit domaine de

températures

et de

composi-tions

_{[4, 10].}

Nous avons réalisé le calcul du

dia-gramme de

phases

GaInAsSb à

partir

d’un modèle

plus

sophistiqué,

le modèle DLPOC

_[18].

Celui-ci

exprime

les

_grandeurs

de

_mélange

de la

_phase

liquide

sous la forme

généralisée

de

polynômes

de

Redlish-Kister,

et décrit la

_phase

solide à

_partir

du

Fig.

3. - Evolution _avec la sursaturation initiale en

tem-pérature ATO

du désaccord

paramétrique

Aala

de couches de

_{Ga1-xInxAsySb1-y}

_épitaxiées

en bord de lacune de

miscibilité

_{(x ~ 0,22 ).}

[Variation

of the lattice-mismatch

_Aala

for

GaI - xInxAsySbl - y

layers

grown near the

miscibility

gap

(x - 0.22 ).]

modèle DLP de

_{Stringfellow [19],}

en introduisant un

paramètre

d’ordre à courte distance ainsi que l’effet

de contrainte stabilisatrice du substrat. Ce modèle

prévoit

de manière

_globalement

satisfaisante l’évolu-tion des

_{équilibres liquide-solide}

et celle du domaine d’instabilité de la

_phase

solide avec la

_{température,}

entre 400 °C et 800 °C

_[15].

Etant intéressés par le domaine de

_{températures}

proches

de 500 °C et

disposant

de résultats

_{expérimentaux}

à 530

°C,

nous avons calculé les variations de

composition

de la

phase

solide et de la

_phase

_liquide

en

_équilibre

à

530 °C. La

_figure

4 montre les variations des concen-trations du

_liquide

_XLIn

et

XLSb et

celles de la concen-tration en indium x de

l’alliage

en fonction de

XLAs,

pour les solides à

paramètre

de maille

égal

à

celui du GaSb. Sur cette

_figure

nous avons

_porté

les

données

_{expérimentales}

relatives à des

_épitaxies

réalisées à

_{(530 ± 5 )}

°C à savoir nos propres résultats et ceux de

_Kobayashi

et al.

_[5]

et de Winter et al.

[10].

Le solidus calculé est en

parfait

accord avec le solidus

_{expérimental.}

Il montre _{par ailleurs la} ten-dance de

_l’alliage

à s’enrichir brutalement en indium

- et donc

également

en arsenic - au-delà de

XÂS

= 1,5

x

10- 3.

Par contre, le désaccord est

important

entre les courbes

_{expérimentales}

et calcu-lées donnant

la variation

_XLIn

et

XLSb

avec

XLAs,

seule

l’allure

_générale

est conservée. Le calcul

_indique

1462

Fig. 4.

- Isotherme 530 °C

pour les

_alliages

Ga1-xInxAsySb1-y

accordés sur GaSb. Variations de x,

XLIn

et

Xsb en

fonction de

_{XLAs. 2022}

+ 0 : nos

_{résultats ;}

~* A :

_Kobayashi

et al.

_{[5] ;}

. El 0:. :, De Winter et al.

[10].

[530 °C

isotherm for

_{Ga1-xInxAsySb1-y}

_alloy

lattice-matched with GaSb. Variations of x,

XLIn XLSb

versus

XLAs. 2022

+ 0 : our

_{results ;}

à * A :

_Kobayashi

et al.

_{[5] ;}

~ 0 : De Winter et al.

_[10].]

voisinage

XLAs

= 1,5

10- 3.

Ces

_changements

bru-taux se manifestent au niveau de la lacune de miscibilité

_(due

à une transformation de

_type

péritec-tique).

Il leur

_correspond

un saut de la

_température

liquidus,

comme on

_peut

le noter dans la

_figure

1 sur

la courbe

_{correspondant}

à

_XIL.

=

0,60

et

XLSb

=

0,26.

Un

_comportement

similaire a été observé avec le

système

ternaire GaAsSb

_[20].

Si l’on tient

_compte

de l’effet stabilisateur du substrat

_(pour

_{Aa la «}

_10-3)

le calcul montre

_qu’il

est

_{théoriquement possible}

de cristalliser une

solu-tion solide

_homogène

accordée sur substrat

GaSb,

à

l’intérieur

du domaine d’instabilité

thermodynami-que de la

phase

solide

_{Ga1-xInxAsySb1-y}

[15].

Nous

nous sommes efforcés de réaliser ce

_type

_{d’épitaxie,}

en travaillant avec des bains

_liquides

de

concentra-tion en arsenic

_XAL,

_proche

de

1,5

x

10- 3.

Les

problèmes

de dissolution du substrat deviennent

alors

_critiques,

_quelle

_que soit son

_orientation,

et

interdisent tout

_dépôt

uniforme,

accordé sur

GaSb,

ayant

une concentration d’indium x

_supérieure

à

0,22

(y > 0,20).

3.

Caractéristiques

des couches

_{Ga1-xInxAsySb1-y}

accordées sur GaSb.

3.1 MORPHOLOGIE DES COUCHES. - La

morpho-logie

des couches

_épitaxiées

a été examinée au

microscope optique

après

marquage

chimique

des

interfaces et des défauts. Elle est étroitement liée à deux

_paramètres

de croissance : la valeur de la sursaturation initiale en

température ATO,

la valeur

et le

_signe

du désaccord

_{paramétrique}

_Aa/a.

Les meilleurs

_dépôts

ont été réalisés sur substrat

GaSb(100)

avec une sursaturation

élevée,

de 8 à

10 °C,

et des valeurs faibles

_(quelques

_10-4)

et

positives

du désaccord

_{paramétrique.}

Fig. 5.

-

Aspect

d’un

_dépôt

de

_{Ga1-xInxAsySb1-y}

(x ~ 0,22) épitaxiée

en

phasme

_liquide

sur substrat

GaSb(lll)B

avec une sursaturation initiale de 10 °C. Le

désaccord

_{paramétrique}

_{Aa/a est}

+

10-3 :

_a)

surface du

dépôt ;

b)

coupe

après clivage

et _marquage

_chimique

de l’interface

_{dépôt-substrat.}

[Aspect

of a

_{Gal-xInxAsySbl- y}

_(x~0.22)

LPE

_layer

epitaxied

on

_{GaSb(lll)B using}

a

_supercoling

of 10 °C.

The lattice-mismatch is

_Aala

= ₊

10-3 :

a)

surface

Fig. 6.

-

Aspect

d’un

_dépôt

de

_{Gai - x InxAsySb1 - y}

(x~0,22) épitaxiée

en ,

_{phase liquide}

sur substrat

GaSb(100)

avec une sursaturation initiale de 10 °C. Le désaccord

_{paramétrique Aala}

est +

10-3 :

_a)

surface du

dépot ;

b)

coupe

après

clivage

et révélation

_chimique

de l’interface

_{dépôt-substrat.}

[Aspect

of a

_{Gal-xInxAsySb1-y}

_{(x ~ 0.22)}

LPE

_layer

epitaxied

on

_{GaSb(100) using}

a

_supercooling

of 10 °C. The lattice-mismatch is

_4a/a

= ₊

10-’ :

a)

surface

mor-phology ; b)

cleaved cross section after

chemically

revela-tion of the

_interface.]

On doit considérer trois

_types

de

_croissance

selon

le

_signe

et la valeur du désaccord

_{paramétrique}

à la

température

ambiante :

1)

Pour des valeurs faibles mais

_positives

du

désaccord

_{paramétrique}

_{(âa/a -’10-3),}

une

crois-sance tout à fait satisfaisante est

_obtenue,

à condition

que

la solution

_liquide

soit suffisamment sursaturée. Il faut en effet

_imposer

au bain une sursaturation en

température 0394T0

supérieure

à une valeur

_critique

Arc,

indispensable

pour

supprimer

toute

_attaque

ou

dissolution du

substrat de

_{Gasb. 0394TC}

_augmente

avec

la concentration en indium de la couche

_{(A TC --}

3 °C

pour x ~

0,15

et

_{A TC --}

6 °C _{pour x -}

_0,22).

Les

figures

5 et 6 fournissent deux

_exemples

de couches de GaInAsSb

_épitaxiées

dans ces conditions l’une sur

_GaSb(lll)B,

l’autre sur

_GaSb(100).

La surface

des

_dépôts

est

_brillante,

lisse avec l’orientation

(100),

faiblement

_ridée,

avec l’orientation

_{(111)B ;}

les interfaces

_{dépôt-substrat}

sont

_{régulières ; l’épaisseur}

des couches est uniforme. La densité de défauts

(etch-pits),

révélée au

_{brome-méthanol,}

est de

0,5

à

2,0

x

106

cm- 2.

2)

Pour les

_systèmes

_parfaitement

accordés

(0394a/a ~

0)

la dissolution du substrat de GaSb lors de son introduction dans la solution

_liquide

devient

très

_importante.

Il faut

_augmenter

la sursaturation initiale

_{(ATO = 10-15 °C)}

_pour

_supprimer

ce

phéno-mène de dissolution et obtenir une croissance

uni-forme

_{(Fig. 7).}

Il convient toutefois de noter _{que pour} certaines

épitaxies

l’interface

_{dépôt-substrat}

_présente

des

signes

de dissolution localisés

_{généralement}

en « V »

avec des inclusions de solvant.

_Lorsque

cela se

produit,

la conductivité de la couche naturellement

de

_type

_p, devient de

_type

n, en raison du tellure en

provenance du substrat

dissous,

injecté

dans le

liquide.

Des valeurs élevées de la sursaturation du

liquide

ne

_peuvent

être

_utilisées,

car la nucléation en

volume

_apparaît

dans la solution

_liquide

_{pour des}

sursaturations en

_température

de 15 à 20 °C. La

figure

8 donne

_l’exemple

d’un

_dépôt

accordé

_épitaxié

avec une

_trop

faible sursaturation initiale. La surface

présente

de nombreuses

_piqûres

liées à la dissolution localisée du GaSb.

3)

Lorsque

le désaccord

_{paramétrique}

est

_négatif

(Aala

0),

le substrat de GaSb se dissout d’une manière

_{catastrophique.}

On observe alors très

sou-vent une interface morcelée constituée _par

des

zones

de substrat

_largement

dissoutes

_jouxtant

des zones

de

_dépôt

_quaternaire.

_Lorsque

ce

_phénomène

de

rapide

dissolution se

_produit,

il

_{s’accompagne}

d’une

nucléation de

_phase

solide à la surface du

_bain,

quelques

secondes

_après

l’immersion du substrat de

GaSb.

Dans ces

_conditions,

il ne nous a été

_possible

d’épitaxier

que des couches à faibles

concentrations

d’indium

_{(x « 0,15)}

et faible désaccord

paramétri-que

négatif (inférieur

à

10-3

en valeur

_absolue).

Nous avons mis en

_évidence

lors de nos

_premiers

essais de croissance EPL du GaInAsSb sur substrat

GaSb(111)B

ce

_phénomène

d’instabilité

_{qui apparaît}

1464

Fig.

7. -

Aspect

d’une couche de GaInAsSb

_(x

=

0,18)

parfaitement

accordée sur

_GaSb(100)

obtenue avec une

sursaturation initiale de 12 °C :

_a)

surface

_après

révélation des défauts par attaque au brome-méthanol : EPD =

7 x 104

CM- 2 ; b)

_coupe

_après

_clivage

et _marquage

chimi-que de l’interface.

[Aspect

of a

_{Ga1-xInxAsySb1-y}

_layer

_(x

=

0.18) perfectly

lattice-matched with

_GaSb,

_{grown with} a

_supercooling

of 12 °C :

_a)

surface

_morphology

after Br-methanol _{attack ;} EPD = 7 _x 104

CM-2 ;

b)

_cross section after

cleaving

and chemical revelation of the

_interface.]

sur substrat

_GaSb(100).

En

_particulier

la vitesse de

dissolution du

_substrat,

très

_rapide,

semble

indépen-dante de la face

_cristalline,

contrairement aux

résul-tats _{obtenus par}

_Nakajima

et al. avec le

_système

GaInAs/InP

[21].

Nous avons _{montré par ailleurs}

[16]

que le modèle de relaxation de

type

EBR

_(Etch

Back

_Regrowth)

_proposé

_par

_{Bolkhovityanov [22,}

23] interprétait

ce

_comportement

avec

_àala.

3.2 PROFILS DE DIFFRACTION DE RAYONS X. -Deux

_spectres

_typiques

de double diffraction de rayons X sont

_{présentés figures}

9 et 10.

La

_figure

9 fournit un

_profil

de diffraction relatif à

Fig. 8. - Aspect

d’une couche de GaInAsSb accordée

sur

_GaSb(100),

mais

_épitaxiée

avec une sursaturation initiale _trop faible :

_a)

surface du

_dépôt

montrant la forme de cratère d’une

_piqûre

de

disolution ;

b) clivage

faisant

apparaître

une zone de dissolution localisée du substrat.

[Aspect

of a GaInAsSb

_layer

lattice-matched with GaSb but grown with a too small initial

_{supercooling : a)}

surface of the

_layer

_showing

the

_{pit shape resulting}

from the local dissolution of the

_{substrate ;}

_b)

cleaved cross section

showing

a local dissolution of the

_substrate.]

la

_{réflexion (333)}

de

_Bragg

d’une couche de

Ga1-xInxAsySb1-y

épitaxiée

sur substrat

GaSb(lll)B.

L’épaisseur

de la couche est de 5 _p,m,

son

_énergie

de transition de bande interdite est de

0,59 eV,

le désaccord

_{paramétrique}

est de

+ 9 10-4.

La

_largeur

à mi-hauteur du

_pic

de

diffraction est de 75 s,

_plus

_importante

_{que celle du}

substrat de GaSb

_{(40 s).}

Cela traduit une

_légère

hétérogénéité

du

_{dépôt. L’aspect}

_{dissymétrique}

du

pic

de diffraction conforte cette

_idée,

et laisse supposer l’existence d’un

léger gradient

de

concen-tration en arsenic dans la couche.

_L’analyse

de ce

Fig.

9. - Profil

de double diffraction de rayons X d’une couche de

_{Ga1-xInxAsySb1-y}

_(Eo

_{= 0,59}

_{eV ) épitaxiée}

sur

substrat

_GaSb(lll)B.

[DDX profile

of a

_{Gal-xInxAsySb1- y}

_{layer having}

a _{gap of}

2.2 tJLm

epitaxied

on

_GaSb(lll)B.]

gradient

existe effectivement la

_quantité

d’arsenic diminuant

_{régulièrement}

à

_partir

de l’interface.

La

_figure

10

_présente

un

_spectre

de diffraction relatif à la réflexion

₍₁₁₅₎

de

_Bragg

d’une couche de

Fig. 10.

-

Profil de double diffraction de rayons X d’une couche de

_{Ga1-xInxAsySb1-y}

_(Eo

=

0,56

eV ) épitaxiée

_sur

substrat

_GaSb(100).

[DDX

profile

of a

_{Ga1-xInxAsySb1-y}

_layer

_having

a _{gap of}

2.1 03BCm

epitaxied

on

_GaSb(100).]

GaI - xInxAsySb1 - y

épitaxiée

sur substrat

_GaSb(100).

Cette couche

_{d’épaisseur 2,3}

jim,

possède

une

éner-gie

de bande interdite de

_0,56

eV et

_présente

un

désaccord

_{paramétrique}

_égal

à +

1,5

x

10-4.

On

voit _que la

_largeur

à mi-hauteur du

_pic

de diffraction

(50 s)

est

_également

_supérieure

à celle du substrat

(35 s),

ce

_qui

montre _que la

_qualité

cristalline du

dépôt

est

_bonne,

_{mais que} son

_{homogénéité}

en

composition

n’est pas

parfaite.

3.3 DOPAGE RÉSIDUEL DES COUCHES

ACCOR-DÉES. - Les couches de

Ga1-xInxAsySb1-y

non

intentionnellement

_dopées

sont de

_type

_{p de} conduc-tivé. La concentration résiduelle en

_porteurs

de

charge

(NA-ND ) a

été déterminée à

_partir

de mesures C-V effectuées sur des

_{hétérojonctions}

GaSb (p+ )/GaInAsSb (p )/GaSb (n+ )

épitaxiées

sur

substrat GaSb orienté

₍₁₀₀₎

et

_(111)B.

Elle est

élevée,

indépendante

de l’orientation du

_substrat,

de l’ordre de

1017 cm- 3.

Ce chiffre est habituel avec les

alliages

riches en GaSb obtenus _par

_épitaxie

en

phase

liquide

au-dessus de 500 °C sans

_précaution

particulière.

Nous avons cherché à abaisser le

_dopage

résiduel en

_pratiquant

des recuits

_prolongés

de solutions

liquides,

à 800 °C sous

_{hydrogène purifié.}

Effective-ment nous avons noté

_qu’un

recuit de 24 h

_permettait

de réduire à 5 x

1016 cm- 3

la concentration résiduelle

(NA - Np)

de couches à x =

0,18

orientées

(111)B.

On attribue

_{généralement}

le

_dopage

résiduel des

composés

à base de GaSb à un défaut

_{complexe :}

lacune d’antimoine + atome de

_gallium

en site

antimoine

_[24],

défaut de « structure »

_qui

obéit à des lois d’action de masse et

_qui,

_par

_conséquent,

diminue avec la

_{température.}

Il a été montré

récem-ment, dans le cas de la croissance _{par EPL de}

GaSb,

que ce

_dopage

résiduel

_pouvait

être fortement diminué

_(jusqu’à

environ

1015

cm-

3),

_{par suite d’un}

traitement

_thermique

initial du bain

_{liquide [25].}

On sait par ailleurs que les

_plus

bas

_dopages

sont obtenus avec l’orientation

_(100),

avec GaSb et les

alliages

GaInSb

_[26].

Il a

été

_également

_noté,

avec le

quaternaire

de

_GaAlAsSb,

_que les couches non

dopées

élaborées avec une vitesse de croissance élevées

_{présentaient}

une conductivité de

_type

n

_[27].

3.4 BANDE INTERDITE ET SÉPARATION SPIN-ORBITE DES COUCHES ACCORDÉES SUR GaSb. - Afin de déterminer

_{précisément l’énergie}

de transition de bande interdite

_Eo

et la

_séparation

_spin-orbite

03940

des couches

_épitaxiées

de

_{Ga1-xInxAsySb1-y,}

nous avons effectué des mesures d’électroréflexion. Dans la

_technique

utilisée le

_champ

_électrique

de

surface

est modulé à l’aide d’une barrière de

Schot-tky

obtenue par

dépôt

d’un film de

_Cu2S.

Nous

avons déterminé les transitions directes

_{rV8 ~ rC6(E0)}

1466

do,

ce

_qui

constitue la

_première

détermination

expérimentale

de

_do

dans

_{GaI - xInxAsySb1 - y.}

L’évolution de

_Eo

et

_{de ào}

avec la

_composition

de

l’alliage,

pour les

alliages

à

_paramètre

de maille accordé sur celui du

_GaSb,

est

_{indiquée figure}

11.

Fig. 11.

-

Variations avec x de

_{l’énergie de}

transition de bande interdite

_{Eo et}

de la

_{séparation spin-orbite ào}

des

alliages

_{GaI - xInxAsySb1 - y}

accordés sur GaSb

respective-ment

_Eo

_{(300 K),}

_Eo

_{(77 K)}

et

_{03940 ; ~ ~}

et B : nos mesures

d’électroréflexion ;

Eo

(300 K) : * :

De Winter et al.

(Réf. [10]) ; Eo (300 K) : 0

Astles et al.

_{(Réf. [11]);}

Eo (300 K)

et

_Eo

_{(6 K) :}

V et A :

_{Cherng et}

al.

_{(Réf. [14]).}

Les zones hachurées illustrent les valeurs de

_{Eo d’alliages}

dont la

_{composition appartient}

au domaine instable.

[Variations

of the gap energy

Eo

and

_spin-orbit

_splitting

energy do

with x for

_{GaI - xInxAsySb1 - y}

_alloy

lattice-matched with GaSb.

_{Respectively Eo (300 K),}

_Eo

_{(77 K)}

and

_{03940 : ~ ~}

and , our electroreflectance measurements ;

_{Eo (300 K):}

0,

Astles et al.

_{(Ref. [11]) ;}

Eo (300 K )

and

_{E0(6K) :}

_{et A,}

_Cherng

et al.

(Ref. [14]) ;

Eo

(300 K) : *,

De Winter et al.

_{(Ref. [10]).}

The cross-hatched curves are _{related with the energy gap}

of

_alloys

whose

_composition

_{is inside the}

_{miscibility gap.]}

Sur cette

_figure

sont

_également

_reportées

_{les mesures}

expérimentales

de

_Eo

réalisées _par

photolumines-cence sur des couches

_préparées

_par

_épitaxie

_en

phase

vapeur aux

_{organométalliques (Cherng}

et al.

_[14]),

et _par

_épitaxie

en

_phase

_{liquide (De}

Winter et al.

_[10]).

Sont

_également

_reportés

les

résul-tats de mesure de

_réponse

_spectrale

de diodes

Schottky

préparées

à

_partir

de couches

_épitaxiées

en

phase

liquide (Astles et

al.

_[11]).

Les résultats

expéri-mentaux sont correctement fittés _{par les lois}

_empiriez

aues suivantes :

La

_{séparation spin-orbite Ao}

est

_{indépendante}

de

la

_{température. L10}

reste

_{toujours supérieur}

à

Eo

à 300 K. A basse

_température

_{(77 K),}

on a

Eo

=

do

=

0,753

eV pour _x =

0,045.

Si les valeurs de

_Eo

à 300 K et 77 K de la solution solide ternaire

InAso 9iSbo 09

(accordée

sur

_GaSb)

sont relativement

précises,

il n’en est _{pas de} même _pour

_Ao.

D’où le tracé en

_pointillés

d’une

_partie

de la courbe

_{03940(x), qui}

_correspond

à une valeur

de

do

de

_l’alliage

_{InAs0,91Sb0,09}

estimée

_égale

à

_0,325

eV. Les

_portions

hachurées de courbe fixent le

domaine

_{d’énergies}

interdites _par suite de la

pré-sence de la lacune de miscibilité de la

_{phase solide,}

évaluée à 530 °C entre x =

0,22

_{et x} =

0,75.

A

300

_K,

ce domaine s’étend de

_0,525

eV à

_{0,285 eV,}

et à 77

K,

il s’étend de

0,6

eV et à

0,35

eV. On en

déduit le domaine de

_longueurs

d’onde utilisable en

optoélectronique

avec la solution solide

GaI - xInxAsySb1 - y

obtenue _par

_épitaxie

en

_phase

liquide.

Ce domaine

_comprend

_{deux bandes. La}

première

bande utilisable s’étend à 300 K de

_1,7

_03BCm

(GaSb) jusqu’à

2,4

03BCm

_{(Ga0,78In0,22As0,20Sb0,80)}

et à 77 K de

_1,55

_itm à

_2,06

_jim. La deuxième bande est très étroite :

4,3-4,5

)JLm à 300 K et

_3,5-3,6

_03BCm à 77

_K,

avec les

_alliages

_quaternaires

riches en InAs. 4. Conclusion.

Les conditions de croissance EPL de couches

GaI - xInxAsySb1 - y

à

_paramètre

de maille accordé

sur substrat GaSb orienté

₍₁₀₀₎

et

_(111)B

ont été

déterminées dans la _{gamme de}

_composition

x 0,22 ;

y

0,20.

Les meilleures couches sont

faiblement et

_toujours

_positivement

_{désaccordées.} Elles sont

_uniformes,

avec une densité de défauts

comparable

à celle du substrat

₍₅

x

1014

cm-2)

et un

dopage

résiduel

_{(NA - ND) ~}

1 x

1017 cm- 3.

En

rai-son de la

_présence

d’une

_importante

lacune de

miscibilité de la

_{phase solide,}

_{il n’a pas été}

_possible

d’épitaxier

des

_alliages

accordés à x >

0,22

(y

>

0,20 ).

En effet on ne

_peut

combattre la forte dissolution du substrat

_{qui apparaît}

_{alors par suite de} la nucléation

_homogène

_qui

se manifeste très tôt. L’étude par électroréflexion des couches de

GaI -

_{xlnxAsySb 1 -y}

accordées sur GaSb a

_permis

de

préciser

l’évolution de

_l’énergie

de transition de bande interdite

_Eo

et de la

_{séparation spin-orbite}

do

de

_l’alliage

avec la

_composition.

A 300

_K,

le domaine de

_longueurs

d’onde utilisable s’étend de

Remerciements.

Nous tenons à remercier Monsieur Claude

_Schiller,

du Laboratoire

_{d’Electronique}

et de

_Physique

Appli-quée

(LEP),

3,

avenue

_Descartes,

94450

Limeil-Brévannes, France,

pour les mesures de double

diffraction _{de rayons X}

_qu’il

a bien voulu effectuer. -

Ce travail a été soutenu _{par le Ministère de} l’Industrie et de la Recherche

_(Convention

n° 84 B

₀₂₉₈₎

et _{par la}

_CGE,

Laboratoire de Mar-coussis

_{(Convention 306/C/86).}

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